摘要：利用Thermecmaster-Z型热模拟试验机研究了TB6钛合金在不同变形条件下的热变形行为(变形温度为1173～1323 K,应变速率为0.001～1 s-1),运用有限元仿真软件模拟热压缩过程,并对不同变形条件下的应力和应变分布进行了分析。结果表明,数值模拟的应力-应变曲线与试验结果一致。同时,对有限元软件进行了二次开发,模拟出了压缩后合金的ODF图,与实测ODF图具有较高的吻合度。等效应力和等效应变分布不均,最大应力和最大应变均发生在试样中心位置,应力和应变随着变形温度的降低或应变速率的提高而增大。热压缩后该合金的主要织构为R-CubeND{001}<110>织构和Cube{001}<100>织构,并且具有一定的遗传性,升高变形温度或增大应变速率可强化主要织构。
TB6钛合金名义成分为Ti-10V-2Fe-3Al,具有断裂韧性好、密度小、比强度高、各向异性小、耐高温、耐腐蚀等优点[1],广泛应用于航空领域,如制造主起落架、横梁、滑轨、接头等零部件[2]。
材料在锻造过程中会发生不均匀变形,容易出现裂纹、缩孔等缺陷,降低锻件成功率,故而明确TB6钛合金的高温变形行为和高温流动特性具有重要价值。钛合金加工过程中出现的织构会影响材料的物理性能及力学性能,是出现各向异性的重要原因之一,因此,通过改进生产工艺控制织构的演变过程对确保最终产品的质量有重要意义。与试验相比,采用数值模拟的方法研究材料变形特性,可以简化研究过程,减少研究时间。洪尉尉等[3]对TC4-DT钛合金进行热压缩试验,研究不同变形条件下合金的组织演变。刘超等[4]通过热压缩试验分析了Ti-6Al-4V合金的动态再结晶规律。杨韵琴等[5]对TB8钛合金进行了等温锻造,并用Deform-3D有限元软件模拟了不同条件下再结晶组织变化。谢正俊等[6]利用Deform-3D软件对热轧试样高温压缩试验的动态变形、组织损伤及材料各部分塑性变形差异性等问题开展了研究。Sun等[7]对Ti-42.5Al-4Nb-0.5Mo-0.1B-(C, W, Y)合金在高温下进行热压缩试验,通过建立Arrhenius方程研究流变应力、应变速率和变形温度之间的关系。Yang等[8]研究了钛合金金属复合材料在热压缩过程中内部的微观组织结构的演变和α相在热压缩过程中的动态再结晶机制。Yu等[9]研究了TC17钛合金在高温下的动态再结晶行为及内部的织构在热压缩试验中的演变。目前,对热压缩试验中TB6钛合金织构演变的研究依旧较少。
本文针对TB6钛合金进行了热压缩试验,分析其高温流动特性,对不同变形条件下的压缩情况进行了数值模拟分析,同时对有限元软件进行二次开发,获取相应条件下织构的ODF图,分析织构的演变。
1 试验材料与方法
试验材料为锻态TB6钛合金棒材,其化学成分如表1所示。将合金棒材加工成φ8 mm×12 mm的圆柱试样用于热模拟压缩试验。热模拟压缩试验在Thermecmaster-Z型热模拟试验机上进行,采用真空感应加热,升温速率为10 K·s-1,保温时间为150 s,试样变形后立即用氦气冷却,冷却速率为50 K·s-1。热压缩试验的压下量为60%,变形温度分别为1173、1198、1273和1323 K,应变速率分别为0.001、0.01、0.1和1 s-1。
表1 TB6钛合金的化学成分(质量分数,%)
Table 1 Chemical composition of the TB6 titanium alloy (mass fraction, %)
为了分析不同变形条件下的应力应变分布情况,在有限元软件中建模进行数值模拟。压缩模型为φ8 mm×12 mm的圆柱,分析步数为1000步,网格类型为八结点线性六面体单元,共划分15 000个单元格,接触传热系数为1450 W·m-2·℃-1,表面接触摩擦因数为0.1,下底面固定,压下量为60%,应变速率分别选取为0.001、0.01、0.1和1 s-1,变形温度选取为1173、1198、1273和1323 K,圆柱压缩过程如图1所示。
图1 TB6钛合金热压缩过程的数值模拟
(a)初始试样;(b)第300步;(c)第600步;(d)最终试样
在有限元软件中建立TB6钛合金的多晶体塑性模型,经二次开发编程后获取合金织构模拟数据,导入MATLAB软件中使用MTEX工具包将织构数据转化成ODF图。
2 试验结果与分析
2.1 应力-应变曲线
图2为锻态TB6钛合金在不同变形条件下的高温流动应力-应变曲线。可以看出,不同变形条件下材料的流动应力变化特征总体上相似。材料变形初期,流动应力快速增大,到峰值后随着变形的增加又逐渐降低。这是因为初始阶段合金内部产生了交错的位错,造成应力集中后诱发新的滑移系开动,表现为出现加工硬化效应。在外界因素影响下,相同滑移面上的异号位错互相吸引,通过滑移和交滑移等方式汇聚后相互抵消,重新排列后形成亚晶界,位错密度降低。同时,由动态回复引起的软化效应与加工硬化效应互相抵消,表现为应力减小[10-11]。随着变形的继续进行,流动应力进入稳态阶段,这与合金热变形过程中发生的相关软化变形机制有关,比如动态回复、温升效应、动态再结晶、球化等。在此阶段,位错的增殖速度大于消失速度,软化效应与加工硬化效应达到平衡,应力趋于稳定[12]。变形末期,压头与试样之间摩擦力增大导致部分曲线尾端出现上翘现象。
图2 不同变形条件下TB6钛合金的真应力-真应变曲线
(a) 1173 K; (b) 1198 K; (c) 1273 K; (d) 1323 K
同等变形温度下,流动应力随着应变速率的增加而增大。这是由于高应变速率下变形时间较短,金属内部的位错密度快速增加,位错发生滑移和攀移的时间较少,动态再结晶和动态回复不充分,从而使流动应力更大[13]。同等应变速率下,合金的流动应力随着变形温度的升高而逐渐降低。其原因是变形温度升高导致金属内部原子间的作用力降低,加快了原子的扩散,并且降低了位错滑移的阻力,不断产生新的滑移系,使材料产生软化行为[14]。
通过有限元软件对TB6钛合金热压缩过程进行数值仿真,图3分别为变形温度在1173和1198 K下模拟得到的流动应力-应变曲线,其中实线部分由热模拟试验机得到,虚线部分由有限元软件模拟得出。可以看出,在不同变形温度和应变速率下,模拟结果与试验结果都极为接近,由此可以证明仿真结果的准确性。
图3 不同变形条件下TB6钛合金真应力-真应变曲线的模拟值与试验值对比
(a) 1173 K; (b) 1198 K
2.2 等效应力云图
圆柱试样模型具有对称性,模拟后取圆柱的1/4进行分析。圆柱在压缩过程中,等效应力和等效应变均随着压缩的进行而逐渐增大。当应变速率为1 s-1时,不同变形温度下热压缩完成后的等效应力云图如图4所示。图4中网格密集程度代表等效应变大小,颜色深浅代表等效应力大小。可以看出,不同变形温度下模型等效应变的分布趋势类似,同一模型内等效应变分布不均匀。圆柱侧面外侧网格较为稀疏(如图4(a)中①区),属于难变形区域,等效应变较小。圆柱体中心区域的心部位置(如图4(a)中②区)网格密集,属于大变形区域,这是由于该区域在热变形压缩时受到了来自3个方向的压应力,因此等效应变较大。圆柱侧面自由变形区(如图4(a)中①区)的等效应变大小则处于上下表面中心区域(如图4(a)中⑤区)和心部的应变量大小之间。变形温度对等效应力有较大影响。相同应变速率下,等效应力随着变形温度的升高而逐渐减小,试样的弹塑性能力增强[15]。圆柱侧面以及上下表面中心区域受到的应力较小,变形更为容易,但上下面的边缘(如图4(b)中④区)处出现了较大的应力区域,容易产生缺陷,影响加工。压缩完成后,最大等效应力产生在圆柱中心区域的心部位置(如图4(a)中②区)并靠近试样圆柱下方呈圆锥面(如图4(c)中⑦区和图4(d)中⑧区)分布。
图4 应变速率1 s-1、不同变形温度下热压缩后试样的等效应力云图
(a) 1173 K; (b) 1198 K; (c) 1273 K; (d) 1323 K
图5为变形温度1173 K、不同应变速率下完成热压缩后试样的等效应力云图。可见,等效应力随着应变速率的提高而增大,等效应力最大区域由圆柱底端向圆柱心部偏移。随着压缩的进行,等效应力逐渐增大。等效应变的分布与等效应力的分布类似,在圆柱心部和上下表面边缘处网格分布密度较大,因而应变较大,在侧面区域的应变较小。同一变形温度下,应变速率越高,等效应力分布越不均匀,等效应变越大且变化幅度越明显[16]。
图5 变形温度1173 K、不同应变速率下热压缩后试样的等效应力云图
(a) 0.001 s-1; (b) 0.01 s-1; (c) 0.1 s-1; (d) 1 s-1
2.3 ODF图
钛合金在热压缩过程中会产生{hkl}//ND和<uvw>//RD两种织构类型,通过与轧制方向对应的反极图即可表示出来[17]。但在热压缩过程中不仅会有丝织构产生,还有可能出现板织构,板织构一般需要3个方向的反极图来表示,为了更全面地分析TB6钛合金的织构成分,故采用X0、Y0、Z0 3个方向的反极图来表征热压缩后形成的织构。
变形温度为1198 K、应变速率为0.1 s-1下的反极图如图6(a)所示。由于滑移方向与压缩轴线平行,形成了较强的{001}//ND型织构,极密度最大值为10.35,<101>//RD型织构则相对微弱。
图6 变形温度1198 K、应变速率0.1 s-1下热压缩后试样的反极图(a)与三维ODF图(b)
极图与反极图都是通过二维的图形来描述三维空间的取向分布,由于极图只能表达两个相互独立的转角变量,无法确定一个晶体的取向,因此具有局限性[18]。将极图的极密度表达式展开成级数,从其系数算出级数的各系数,再组合即可得到空间取向分布函数(ODF)。ODF图是三维图形,如图6(b)所示,为了便于分析和对比,通常用固定φ2的一组截面表示。考虑到织构的空间对称性,选取φ2=0°和φ2=45°截面图分析织构的演变[19]。不同变形条件下TB6钛合金心部的ODF截面图如图7所示。经过Channel5软件分析后可知,试样中出现了Copper{112}<111>、S{123}<634>、Goss{110}<001>和Brass{110}<112> 4种类型的变形织构。变形织构主要受变形量、变形方式和变形温度的影响,通常情况下,变形量越大,织构越强[20]。另外,试样中还出现了Cube{001}<100>、R-CubeND{001}<110>和R-CubeRD{012}<100> 3种类型的再结晶织构,集中在ODF图的顶端且极密度较大。再结晶织构对变形织构的影响主要有3种:①变形织构中某个很弱的织构类型显著加强,其余织构弱化;②变形织构的所有织构类型均弱化甚至消除;③部分变形织构类型保留,其余变形织构明显弱化[21]。
图7 不同变形温度和应变速率下热压缩后试样心部的ODF图
(a) 1173 K, 1 s-1; (b) 1198 K, 0.1 s-1; (c) 1323 K, 0.001 s-1
图8为TB6钛合金常见的织构类型,结合图7中的ODF图分析合金热压缩后内部的织构分布。图7(a)中,在φ2=0°截面上,最大极密度出现在(75°、10°、0°)处,对应密勒指数为织构类型为Cube{001}<100>,极密度强度为12.3。在φ2=45°截面在(0°、90°、45°)处出现了较强的R-GossND{110}<110>织构,强度为9.5。图7(b)中,φ2=0°和φ2=45°截面上均出现了较强的Cube{001}<100>和R-GossND{110}<110>织构,并且有微弱的Z{111}<110>织构产生。图7(c)中,在φ2=0°截面上除了有{001}<100>织构产生,还产生了较强的Goss{110}<001>、Brass{110}<112>织构和微弱的R-CubeRD{012}<100>织构。在φ2=45°截面上产生了Twin-Copper{255}<511>织构,但强度较低,主要织构类型为{001}<100>和{110}<001>织构。
图8 TB6钛合金常见的织构类型
图9为不同变形温度和应变速率时模拟的ODF图。图9(a)中,在φ2=0°截面中主要织构类型为Cube{001}<100>,极密度强度为11.2,在φ2=45°截面中产生了少量的R-GossND{110}<110>织构,强度为10.4。图9(b)中,在φ2=0°和φ2=45°截面上沿φ1方向存在较多的Cube{001}<100>和R-CubeND{001}<110>织构。图9(c)中,在φ2=0°截面上Goss{110}<001>和Brass{110}<112>织构极密度较大,在φ2=45°截面上Cube和Goss织构较多。对比图7和图9可以看出,二者主要织构的分布较为一致,极密度强度存在较小误差,具有较高的吻合度,同时也说明对有限元软件进行二次开发在模拟热压缩织构时具有较高的准确性。
图9 不同变形温度和应变速率下热压缩后试样的MATLAB模拟ODF图
(a) 1173 K, 1 s-1; (b) 1198 K, 0.1 s-1; (c) 1323 K, 0.001 s-1
为了分析变形温度和应变速率对TB6钛合金内部织构的影响,采用有限元数值模拟的方法,绘制出对应变形条件下织构的ODF图。该合金在变形温度1198 K、以不同应变速率压缩后的ODF图如图10所示。随着应变速率的提高,极密度强度最大值逐渐增大。在φ2=0°截面中产生了R-CubeND{001}<110>织构,Cube{001}<100>织构的分布产生变化,R-CubeRD{012}<100>织构极密度强度降低,Brass织构沿着ζ纤维旋转并逐渐减弱。在φ2=45°截面上,Cube{001}<100>织构得到增强并产生了新的R-CubeND{001}<110>织构,S{123}<634>和Copper{112}<111>织构逐渐消失,Y{111}<112>织构和Z{111}<110>织构沿着γ纤维旋转,强度逐渐降低。
图10 变形温度1198 K、不同应变速率下热压缩后试样的ODF图
(a) 0.001 s-1; (b) 0.01 s-1; (c) 0.1 s-1; (d) 1 s-1
图11为应变速率0.1 s-1、不同变形温度下试样的ODF图。当变形温度从1173 K升到1198 K时,在φ2=0°的截面中可以观察到Cube和R-CubeND织构显著增强,Brass和{110}<112>织构强度降低。在φ2=45°截面上,R-GossND和R-CubeND织构明显增多,Cube织构没有较大变化。温度继续升高,φ2=0°截面中R-CubeND织构逐渐减弱,Cube织构分布发生较大变化,φ2=45°截面中,部分R-CubeND织构强度降低的同时新产生了较多的同类型织构,Y织构先沿着γ纤维向Z织构转变,随后又同时减少,强度降低。通过图10和图11可以看出,Cube{001}<100>和R-CubeND{001}<110>织构较为稳定,遗传效应明显,这是由于合金在热压缩中形成了再结晶晶粒,立方体晶粒优先成核,因此Cube织构的形成比其他取向的晶粒更加容易[22]。
图11 应变速率0.1 s-1、不同变形温度下热压缩后试样的ODF图
(a) 1173 K; (b) 1198 K; (c) 1273 K; (d) 1323 K
3 结论
1) TB6钛合金的应力-应变曲线具有动态再结晶的特征,升高变形温度有利于动态再结晶,提高组织均匀性。应力随着应变速率的增加而增加,随着变形温度的升高而降低。
2) 通过对比热压缩试验与数值模拟的应力-应变曲线,发现两者基本一致,说明热压缩过程的模拟是正确的。不同变形条件下的等效应力和等效应变分布不均,最大应力和最大应变均发生在试样中心位置。总体来看,变形温度越低,应变速率越大,应力与应变的数值越大。
3) 模拟计算出的ODF图与试验实测的ODF图吻合度较高,证明了通过二次开发模拟织构的可行性。热压缩后该合金的主要织构类型为R-CubeND{001}<110>织构和Cube{001}<100>织构,具有一定的遗传性,升高变形温度或增大应变速率可使主要织构强化。
文章引用：莫洪生, 崔 霞, 朱恩锐, 等. TB6钛合金热压缩及织构演变模拟[J]. 金属热处理, 2024, 49(7): 29-37.
